JP4028050B2

JP4028050B2 - Magnetoresistive film and method of manufacturing

Info

Publication number: JP4028050B2
Application number: JP30388097A
Authority: JP
Inventors: 敏和諏訪部; 伸野口; 英俊萩原
Original assignee: Alps Electric Co Ltd
Current assignee: Alps Alpine Co Ltd
Priority date: 1997-11-06
Filing date: 1997-11-06
Publication date: 2007-12-26
Anticipated expiration: 2017-11-06
Also published as: JPH11144956A

Description

【０００１】
【発明の属する分野】
本発明は、磁気記録再生装置等に使用される磁気抵抗効果形磁気ヘッド（ＭＲヘッド）の検出素子を形成する磁気抵抗効果膜に係わるもので、特に強磁性層、非磁性層および反強磁性層を積層するスピンバルブ膜の構成と製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
磁気記録分野における技術の革新は目を見張るものがある。記録密度の高密度化を例にとってみても、ここ十年余りの間、年率約60％の高い成長が達成されてきた。さらに、今後共この成長率が続くことが予測されている。磁気ヘッドは記録密度1Gbit/in²前後を超える付近から磁気抵抗効果膜を検出素子に用いた録再分離型ヘッドであるＭＲヘッドが、薄膜磁気ヘッドに代わって急激に適用されるようになってきた。しかし、３〜４Gbit/in²以上の高記録密度化に進むと、このタイプのＭＲヘッドでは再生出力が不足してしまうことが懸念され、新しい原理による磁気ヘッドの開発が始められている。
【０００３】
そのアプローチの一つとして、ＭＲヘッドの検出素子を形成する磁気抵抗効果膜の高感度化が最短の方法と考えられている。磁気抵抗効果膜の電気抵抗の変化率は従来技術によると高々2〜3％であるが、この変化率を一挙に数倍以上に高めるには現状の材料と構成では限界が見えてきた。また、新たな材料開発を行うには多大の時間と労力や開発費を必要とすると見られている。しかし、強磁性と反強磁性の薄膜を組み合わせると、従来にない大きな磁気抵抗効果が得られることが最近報告がされ、この方面の研究開発が活発化している。現在もっとも注目されているのは、巨大磁気抵抗効果を用いたスピンバルブ膜が有力視されているもので、次期ＭＲヘッドの検出素子としての実用化検討が始まっている。
【０００４】
スピンバルブ膜は図１４に示すような構成が知られている。即ち、基板１／第１の強磁性層２（自由層）／非磁性層３／第２の強磁性層４（固定層）／反強磁性層５の順に積層形成した基本構造を持つものである。このような多層膜であるスピンバルブ膜の構成上の特徴は、第１と第２の強磁性層の間に非磁性層を介在させ、強磁性層のどちらか一方に反強磁性層を密着させるものである。図示する構成では、第２の強磁性層４に反強磁性層５を密着させることにより、第１と第２の強磁性層間に巨大磁気抵抗効果を発現させている。この巨大磁気抵抗効果は、非磁性層３により分離された第１の強磁性層２と第２の強磁性層４間（自由層と固定層）の磁化の相対角度が、外部印加磁界（磁気記録媒体からの信号磁界など）が加わることにより、その外部磁界強さに応じて変化し、その結果電気抵抗が増減するものである。このスピンバルブ膜が持つ電気抵抗の変化率、即ち感度は従来のNiFe膜による異方性磁気抵抗効果より高く、７〜８％に達することが報告されている。そのうえ、第１の強磁性層（自由層）には軟磁気特性の優れたNi-Fe合金やCo基合金を用いることによって、磁気記録媒体からの信号磁界が20〜30Oeの弱い磁界でも充分に大きな電気抵抗の変化率を得ることができるという特長がある。
【０００５】
さらに、非常に薄い反強磁性層を強磁性層に隣接して設けると、交換結合作用が生じその強磁性層の磁化が固定される。この交換結合作用によって生じる磁界は、交換結合磁界Hexと呼ばれる一方向性の異方性磁界である。この交換結合作用が強いこと、即ち交換結合磁界Hexが高い程スピンバルブ膜の特性は良好と評価される。また、ＭＲヘッド用にスピンバルブ膜を適用する場合、この交換結合磁界Hexによる隣接強磁性層の磁化を単に固定するだけでは十分でない。高記録密度化に対応するＭＲヘッドとしては、さらに次のような条件を満足することが必要である。まず、固定層である第２の強磁性層の磁化は固定されるが、その磁化方向は外部磁界である信号磁界が印加されてもその向きを変えず、且つトラック幅と直角の方向（磁気抵抗効果膜の膜高さ方向）に保持されなければならない。
【０００６】
また、反強磁性材料との相互作用よって得られる交換結合磁界を高めるだけではなく、分流損も低下させなければならない。多層膜構成のスピンバルブ膜でより高い抵抗変化率を得るためには、反強磁性層を薄くしても交換結合磁界が低下しないことは言うまでもないが、同時に反強磁性層の電気抵抗が高いことも必要である。このような要請条件はセンス電流が強磁性層側より反強磁性層側に多く分流してしまうと、電気抵抗の変化率が見かけ上減少してしまうことである。これはいわゆる分流損の低減要請であり、高い感度を確保するための必要条件でもある。言い換えると、センス電流の増加が必要である。
【０００７】
また、磁気ヘッドの検出素子部の動作温度は通常約100℃といわれ、このような温度になっても強い交換結合磁界を保てるように、ブロッキング温度（交換結合磁界が消失する温度）はできる限り高い方が好ましい。さらに、製造時の歩留まりと信頼性の確保のため、その製造プロセスに耐えられる耐食性と耐熱性を持ち合わせることも重要な条件である。以上の説明からわかるように、磁気ヘッドに用いられるスピンバルブ膜は、できるだけ高い交換結合磁界を発生できる反強磁性材料を選ぶと共に、第２の強磁性層である固定層の組成および結晶構造的に適合する組み合わせ等を考慮して総合的に選定することが重要であり、この方向に沿った研究開発が行われている。
【０００８】
従来からよく知られた反強磁性材料として、例えば米国特許第4103315号公報および第5014147号公報にFeMnとNiOが有効である旨の開示がある。しかし、FeMnは耐食性が良好でないため、製造プロセス中で腐食されてしまう危険性が高い。一方、NiOは交換結合磁界の大きさと耐熱性に問題がある。FeMnあるいはNiO以外の反強磁性材料として、米国特許第5315468号公報に開示されているNiMnがある。このNiMnは、高い交換結合磁界を示し、耐熱性、耐食性に優れることなどその有用性が開示されている。しかし、NiMnを適用して交換結合磁界を発生させるためには250℃以上で長時間の磁界中熱処理が必要であり、しかもNiMn層の厚さを20nm以上と厚くしなければならない。
【０００９】
このNiMnの成膜後の結晶構造は面心立方晶であるが、熱処理によって面心正方晶に変化させることによって高い交換結合磁界を発生させるものである。このため、高温処理中に各層間への拡散が生じやすく、また厚い膜厚のため分流損も増加してしまい、NiMnスピンバルブ膜は最大でも4〜5％程度の電気抵抗変化率しか示さず、スピンバルブ膜としては期待されるほどの高い値が得られない。しかも、NiMnによるスピンバルブ膜は製造時に固定層の磁化方向を制御するために磁界中の熱処理が行われる。このため、強磁性からなる自由層やシールド層はこの高温と困難軸方向に印加される磁界の影響を受けて、軟磁気特性を劣化させる原因になるなど、磁気ヘッド製造プロセス上多大な困難を抱えている。
【００１０】
以上述べた問題点を解決するため、最近新しい反強磁性材料の探索が進められ、IrMn（特開平9-148132号公報）、RhMnあるいはPtMn（米国特許第4103315号公報）、PdPtMn、CrMnPt等の可能性が開示されている。しかしながら、PtMn、PdPtMn等の結晶構造が正方晶である場合に交換結合磁界が発生する材料は、NiMnと同様に立方晶から正方晶への結晶構造変態を起こさせる必要がある。これは前述したように、高温且つ長時間の熱処理を必要とする点、あるいは膜厚を20nm以上と厚くする必要がある等実用上問題である。また、CrMnPt等の体心立方晶（bcc構造）の材料においても同様に、膜厚を厚くしないと十分な交換結合磁界が得られない。しかし、IrMnはこれらの材料の中で熱処理なしでしかも20nm以下の薄い膜厚でも大きな交換結合磁界の得られるため、このIrMnが注目され検討がすすめられている。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、IrMnのような面心立方構造（fcc構造）で各原子配列がランダムである不規則構造の材料を用いた場合でも、その交換結合磁界の大きさは、結晶の配向性の乱れや結晶粒径の大小あるいは組成のずれによって影響を受け、特性が変動して安定しないことが知られている。即ち、反強磁性材料であるIrMnの特性は成膜条件あるいは熱処理条件等の製造方法に強く依存する傾向があるため、交換結合磁界のバラツキは大きく、安定した特性を得ることが困難であった。
【００１２】
この原因を探るためミクロ的な観察を試みたところ次のようなことがわかった。製造方法および条件によってスピンバルブ膜中の特性は均一でなく、交換結合磁界の大きさは不均一となってしまうことである。これはＭＲヘッドとしての機能評価する過程で明らかになったものである。成膜後のスピンバルブ膜を検出素子化してバイアス電流を通電すると、バイアス電流のジュール損により自己加熱される。この自己加熱により検出素子自体の温度が急激に上昇してしまい、特に結合磁界の低い部分も同時に加熱されるため、その部分の顕在化が増幅されることである。これは固定層の交換結合磁界が弱い部分の磁化が固定されていた方向から大きく傾いてしまい、その結果として再生信号が不安定になるもので、実用上解決しなければならない重大な問題である。
【００１３】
スピンバルブ膜を磁気ヘッドに適用する場合の実用的な構成を図１５に示す。同図（ａ）は軟磁気特性を良好に保ち、非磁性層との拡散を防ぐために、第１の強磁性層８を８ａおよび８ｂの２層に構成するものである。この場合、基板６／下地層７／第１の強磁性層８／非磁性層９／第２の強磁性層１０／反強磁性層１１／保護層１２の順に形成される。一方、同図（ｂ）は強磁性層、非磁性層および反強磁性層のスピンバルブ膜の構成は変えずに、第１の強磁性層８と第２の強磁性層１１の位置を交換したものである。これは同図（ｃ）のデュアルスピンバルブ膜の作製を想定し、その前段階として検討したものであり、同図（ａ）のスピンバルブ膜の形成順序とは逆に、反強磁性層１１を先に基板側６に成膜し、その後に第２の強磁性層１１である固定層を積層したものである。この場合、製造プロセス上全く逆であるが、スピンバルブ膜の構成条件は満足しているため交換結合磁界などの特性は同一であると考えられた。しかし、実際サンプルを製作して特性を測定すると（ｂ）では十分な交換結合磁界が得られない。これは同図（ａ）と（ｂ）の場合で、反強磁性層の結晶構造、特に格子面間隔が異なるためと考えられる。
【００１４】
また、同図（ｃ）に示すように２組のスピンバルブ膜を積層したいわゆるデュアルスピンバルブは１組だけのスピンバルブ膜より高い感度が得られることが知られている。しかし、このように構成しても（ｂ）に示す場合と同じ課題を生じた。第１の強磁性層２５を中心として下部の第２の強磁性層１０（固定層）に対する交換結合磁界が、また上部の第２の強磁性層１０´（固定層）に対する交換結合磁界に比べて小さく、そのため再生信号が不安定になる等の実用上の問題が生じることが予想される。このような結合磁界の低下原因は、（ｂ）の場合で述べたように、上部と下部の反強磁性層の格子面間隔が異なことに起因していると考えられる。
本発明の目的は、反強磁性層としてIrMnを用いたスピンバルブ膜の上記した課題を解決するものであり、特にIrMn反強磁性層とCoFe固定層の組み合わせで、従来にない大きな交換結合磁界が得られる磁気抵抗効果膜を提供することである。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
本発明は、IrMnをスピンバルブ膜の反強磁性層に適用する場合、従来技術による課題を深く考究し解決に至った過程において想到したものである。さらに具体的に述べるならば、基板上に形成された固定層である第２の強磁性層、反強磁性層、自由層である第１の強磁性層の結晶構造をはじめとし、格子定数、格子面間定数等をミクロ観察技術を駆使しながら測定し、組成あるいは成膜条件などを上記した関係とスピンバルブ膜特性との関係を系統的に明らかにしたものである。特に、スピンバルブ膜面に垂直な面、即ち(110)の原子間の構造、さらに反強磁性層と強磁性層との界面状態において、その結合磁界の発生と関係を見出したもので、従来(111)面の観察しかされていなかったため、見落とされた事実から発見したものである。
特に、反強磁性層と第２の強磁性層である固定層はfcc構造を持たせ、その場合の(110)面の格子面間隔をのそれぞれ所定の範囲に制御すること、その制御方法は▲１▼反強磁性層のIrの組成量を狭い範囲に納めること、▲２▼成膜時のエネルギーを所定の範囲に制御することの２点に尽きるものである。
【００１６】
第１および第２の強磁性層が中間に非磁性層を介して基板上に積層されると、前記第1の強磁性層の磁化は固定されないが、前記第２の強磁性層の磁化反転が隣接して設けられた反強磁性層により固定いわゆるピン止めされる磁気抵抗効果膜が得られる。基板に形成された下地層上に、下から反強磁性層、第２の強磁性層、非磁性層および第１の強磁性層を順次積層してなる磁気抵抗効果膜において、反強磁性層と第２の強磁性層は(111)面で接するfcc構造を形成させる。このような結晶構造でそれぞれの格子面間隔を以下の範囲に規定する。即ち、(111)面に垂直な(110)面の格子面間隔を反強磁性層ではd_AF(110)、また第２強磁性層ではd_F(110)と表すことにすると、（d_AF(110)-d_F(110)）/d_F(110)で定義されるミスフィットの値を５〜６.５％に制御することを特徴とするものである。この条件が満たされる範囲では、３００Ｏｅ以上の従来技術では得られない大きな交換結合磁界が発生し、当然ながら、ＭＲヘッドとしても高感度な特性を付与できる。また、ブロッキング温度を１２０℃以上にできると共に、センス電流２×10⁷/cm²以上で動作することが可能となる。しかし、この狭い範囲を外れると、上記した効果は得られないことは以下の詳述することにする。
【００１７】
このミスフィットは合金組成によって制御でき、しかも大きなファクタである。第２の強磁性層の組成をCoFeにした場合、反強磁性層の組成を10at%≦Ir≦30at%のIrMn合金に特定することにより上記の特性を得ることができる。IrMnの格子面間隔はIr量の増加に伴って単純に増加する傾向を示すが、10at%≦Ir≦30at%の範囲に選ぶことにより反強磁性層の異方性定数を増大させることができる。同時に、CoFeとの格子面間隔との関係で生じる適度なミスフィットが得れることによって、界面での交換結合定数Jも増加する因果関係が考えられる。Irが10at%以下、あるいは30at%以上になると、前述した効果を得ることができない。
さらに、第２の強磁性層であるCoFe組成は、5at%≦Fe≦15at%とすることが望ましい。Fe量の増加によってCoFeの格子面間隔は大きくなる。これは上述したようにIrMnとの格子面間隔との関係で生じる適度なミスフィットに起因するもので、交換結合定数Jの増加が影響していると考えられる。しかし、Fe量を適量以上にすると、交換結合定数Jは減少してしまう。
【００１８】
実験的に検証した格子面間隔の好ましい制御値は次のような範囲であることを見出した。即ち、反強磁性層IrMn合金の(110)面の格子面間隔d_AF(110)を、0.266nm≦d_AF(110)≦0.268nmに制御し、且つCoFe合金の(110)面の格子面間隔d_F(110)を0.252nm≦d_F(110)≦0.253nmとすることによって、従来にない大きな交換結合磁界が得られる。また、これらの結果からミスフィットを計算すると、5〜6.5％の範囲が最適となる。
【００１９】
さらに、これらの格子面間隔の関係を得るため、既に述べた合金組成の関係を満足させると共に、反強磁性層と第２の強磁性層の間の一部には原子結合レベルの緩和層を介させると、一層容易に所要の格子面間隔を得ることができる。この緩和層は非磁性の酸化物で構成することがより好ましい。この考え方はミスフィットがある場合に、緩和層を入れることにより反強磁性層と第２の強磁性層の格子面間隔が相互に影響することなしに、材料本来の値を保つために有効である。この原子結合レベルとは、数層程度の原子が反強磁性層と強磁性層の間に存在することである。また、この緩和層に使われる材料の格子定数は反強磁性材あるいは強磁性材に近い方が更に良好な結果を得ることができる。
【００２０】
反強磁性層の(110)面の格子面間隔d_AF(110)は(111)面方向に対して製造条件によってある範囲で変動する。特に、膜厚が厚くなると、その変化幅は大きくなりやすい。このd_AF(110)の変化幅は結晶構造上少ない程、良好な特性とその安定化につながり好ましいものであるが、その限度は1％以下であると見積られる。この範囲であれば、大きな交換結合磁界を得ることができる。反強磁性層の結晶構造を(111)面に対して一様に規則性を持たせることが、磁気抵抗効果を引き出す重大なファクターであることを実験から確かめた結果である。したがって、格子面間隔の変化幅を1％以上にすると、膜厚方向で交換結合磁界が低下してしまう不都合を生じる。
【００２１】
上記した磁気抵抗効果膜を作製するため、磁気抵抗効果膜の製造プロセス上配慮しなければならない工程がある。即ち、組成の制御あるいは成膜時の基板面上に達した粒子のエネルギーを制御する方法が有効である。20nm程度の非常に薄い膜を成膜する場合、従来認識されていない現象に遭遇するものである。膜組成に従来許容されるばらつき範囲であっても、局所的に格子面間隔が異なる部分が生じ、交換結合磁界の大きさがばらつくことがわかった。このため、組成は厳密に制御する必要がある。また、成膜時の基板表面上に達した粒子が有するエネルギー量に依存して、膜中に生じるひずみの大きさは異なることが知られている。その結果、同じ膜組成であっても格子面間隔の大きさが異なったり、極端な場合、結晶相そのものが変化する場合もある。平滑でひずみの小さい膜をつくるためには粒子のエネルギーとして、１０〜３０eV程度であることが望ましい。成膜装置の構成、性能とも関係するため、この値は一応の目安である。このエネルギーが大きすぎるとひずみが大となり、小さすぎると安定位置に移動できないなどの不都合を生じる。この範囲を外れると、基板に衝突した粒子が基板上で自由に移動してしまい、fccの結晶構造が得られないばかりか、所要の格子面間隔さえ得られない。このため、安定位置に到達できるようにバイアス電圧の印加やイオンの照射によって、適正な格子面間隔を有する薄膜を得る制御を行うことが必要である。
【００２２】
反強磁性層と強磁性層間の交換結合磁界の大きさは、反強磁性材料の持つ異方性定数や反強磁性層と強磁性層界面に働く交換結合定数Ｊによって変化する。反強磁性材料の持つ異方性定数は、膜組成のみならず、材料の結晶構造や格子のひずみによる影響を受ける。磁性体ハンドブック（朝倉書店出版）のp400の図7.192に記載されているように、「fcc構造の合金の格子定数とネール温度との間には一定の関係があり、格子定数を最適化することで大きな交換結合磁界を得ることができる。」旨の技術の開示がされている。したがって、最適な格子間隔（面間隔）を膜の厚み方向全体にわたって実現できれば、より薄い膜厚で大きな交換結合磁界を得ることができる。しかし、この最適範囲は構成する材料によって変わることは言うまでもなく、今まで文献等に発表されていないものである。fcc構造を示す反強磁性層においては、最稠密面である(111)面が膜面に平行になるように膜成長がおこるため、膜面に垂直な(110)の面間隔が均一であれば、特性バラツキの小さいスピンバルブ膜を使用した磁気抵抗効果素子を得ることができる。
【００２３】
また、格子面間隔のミスフィットと反強磁性層の厚さとは深い関係があることを見出した。即ち、反強磁性層と強磁性層の格子間隔の差によるミスフィットが6.5％以上になると、反強磁性層の厚さが10nm以上で厚くなるにつれて初期層と比べて(110)面の間隔が変化したり、さらに(111)面の配向性が悪くなったりしやすくなることである。このため、IrMn反強磁性層の異方性定数が大きくなる格子面間隔を、成膜条件、膜組成及び下地となる膜との組み合わせで制御することにより、固定層との間に大きな交換結合磁界を得ることができる。
【００２４】
【発明の実施の形態】
本発明の磁気抵抗効果多層膜を作製するのに、イオンビームスパッタ装置を用いた。多層膜を構成するのに必要な複数のターゲットおよび多層膜が形成されるガラス基板を同一真空槽内に装着でき、ターゲット部に対向してイオンガン部、ガラス基板に対向して補助イオンガン部を備えている。ガラス基板の両側に磁界発生用の永久磁石が配置されており、40kA/mの磁界がガラス基板に印加できるようになっている。
【００２５】
このイオンビームスパッタ装置を用いて、図１５(a)に示したような多層膜を作製した。ここではガラス基板上に基板側から、基板／Ta(5nm)／NiFe(8nm)／CoFe(1nm)／Cu(2nm)／CoFe(3nm)／IrMn(10nm)／Ta(5nm)のサンプルを作製した。ここで第１の強磁性層８ａ及び８ｂは、NiFeとCoFeの２層で構成したが、磁気的な特性上１層の強磁性層と同様に動作する。成膜中の基板温度は基板下部を水冷することにより一定に保持した。
ここで多層膜を形成するときの条件は、イオンガン部にArガスを導入し真空槽内の真空度が5×10^-4Torrとなる圧力として、イオン電流6mAとして、イオンガンの加速電圧を400Vから1800Vまで変化させた。このとき補助イオンガンには200Vの電圧を印加し、成膜中の基板面にArガス粒子を照射した。
【００２６】
以上述べた方法によって作製した試料を用いて、本発明の有効性検証を行うことにする。
まず、図１に薄膜アタッチメントを用いて測定したX線回折の結果より求めたIrMn(110)面の格子面間隔と交換結合磁界との関係を示す。この場合のCoFeの(110)面の格子面間隔は0.2528nmであった。安定したヘッド性能を得るためには、少なくとも300Oe以上の交換結合磁界Hexが必要と考えられるので、この観点よりIrMn(110)面の格子面間隔d_AF(110)が0.266nm≦d_AF(110)≦0.268nmの場合に、その条件が満たされることがわかる。
【００２７】
この薄膜アタッチメントとは、以下のような方法である。まず、図２は薄膜アタッチメントを用いて測定したX線回折パターンである。この測定においては、X線を試料に入射する角度θを1°と非常に低い角度に固定し、試料で回折したX線を検知する角度2θのみを変化させて測定したものである。X線源にはCu-kα線を用いた。このような測定方法を用いると、従来のθ-2θ法では得られない膜面に平行でない格子からの回折を検知することができる。
この方法で上記試料を測定すると、図示するように膜面に平行なIrMnやCoFeの(111)面からの回折以外に、IrMnとCoFeの(220)面からの回折線を測定することができる。したがって、各薄膜の格子のひずみや結晶構造をより正確に知ることができる。スピンバルブ膜のような極薄膜の結晶構造を把握し、制御するためには非常に有効な手段となる。
【００２８】
さて、このような回折結果から格子面間隔などを算定する原理を説明することにする。図３にfcc構造の原子配列の模式図を示す。最稠密面である(111)面が層状に積み重なっており、その原子配列として図中のA,B,C面が繰り返される構造をなっている。この(111)面を紙面上から見た場合の原子配列の模式図を図４に示す。fcc構造は原子が、IrMnの場合ABCABC・・・、一方、CoFeではabcabc・・・と積層されているとすると、IrMnの(110)面の面間隔d_AF(110),CoFeの(110)面の面間隔d_F(110)は、各々図で示したようになる。図５には、IrMnとCoFeの界面近傍の断面模式図を示す。図４で示した断面１および２である。IrMn,CoFeは両方とも(111)面で接しており、膜厚方向の格子面間隔は各々d_AF(111),d_F(111)と表される。一方、(111)面に垂直な方向の面間隔は各々、(2/ √3)d_AF(110),(2/√3)d_F(110)と表すことができる。
【００２９】
図６は、薄膜アタッチメントを用いて測定したX線回折の結果から算出したCoFe(110)面の格子面間隔と交換結合磁界の関係である。この場合のIrMnの(110)面の格子面間隔は0.2668nmであった。CoFe(110)面の格子面間隔d_F(110)が0.252nm≦d_F(110)≦0.253nmの場合に、Hex≧300Oe以上の良好な特性が得られた。
【００３０】
図７にIrMnのIr量とIrMnの(110)面の格子面間隔の関係を示す。試料は、基板側から、基板／Ta(5nm)／NiFe(8nm)／CoFe(1nm)／Cu(2nm)／CoFe(3nm)／IrMn(10nm)／Ta(5nm)である。作製には、イオンビームスパッタを用い、イオンガン部にArガスを導入し真空槽内の真空度が5×10^-4Torrとなる圧力として、イオン電流6mAとして、イオンガンの加速電圧を1000Vした。このとき補助イオンガンには200Vの電圧を印加し、成膜中の基板面にArガスを照射した。10at%≦Ir≦30at%の組成範囲で、0.266nm≦d_AF(110)≦0.268nmとなることがわかった。
【００３１】
図８はCoFeのFe量とCoFeの(110)面の格子面間隔の関係を示す。試料は、基板側から、基板／Ta(5nm)／NiFe(8nm)／CoFe(1nm)／Cu(2nm)／CoFe(3nm)／IrMn(10nm)／Ta(5nm)である。作製には、イオンビームスパッタを用い、イオンガン部にArガスを導入し真空槽内の真空度が5×10^-4Torrとなる圧力として、イオン電流6mAとして、イオンガンの加速電圧を1000Vした。このとき補助イオンガンには200Vの電圧を印加し、成膜中の基板面をアシストした。5at%≦Co≦15at%の組成範囲で、0.252nm≦d_F(110)≦0.253nmとなることがわかった。
【００３２】
イオンビームスパッタによる成膜条件とIrMnの(110)面の格子面間隔の関係を調べた。図９のように、イオンガンの加速電圧が700〜1500Vの範囲で、0.266nm≦d_AF(110)≦0.268nmとなることがわかった。この際、補助イオンガンの加速電圧は200Vとした。一方、図１０のように、補助イオンガンの加速電圧が150〜400Vの範囲で、0.266nm≦d_AF(110)≦0.268nmとなることがわかった。この際、イオンガンの加速電圧は1000Vとした。
【００３３】
CoFe固定層を成膜後、成膜室内にO₂ガスを導入し、１分間放置後真空排気を行い、IrMnを成膜した。導入したO₂分圧と交換結合磁界との関係を図１１に示す。その結果、1×10^-7Torrのガスを導入した際に交換結合磁界が最も大きくなることがわかった。
ガス導入分圧が1×10^-7Torrより、少ない場合にはガス導入なしの場合との差は見られず、一方多い場合にはその導入量とともに交換結合磁界は急激に低下している。
格子面間隔のミスマッチがある場合、界面ではその差を小さくする方向に原子は配列しやすくなる。したがって、図１２の模式図のように原子レベルでの緩衝層を挿入することでIrMnとCoFeのミスフィット量を大きく保つことができると推測される。しかしながら、この緩衝層が厚くなりすぎると交換結合が生じにくくなると考えられる。
【００３４】
これまで検討してきた結果をもとに、IrMnの膜厚を変えて、基板側から、基板／Ta(5nm)／NiFe(8nm)／CoFe(1nm)／Cu(2nm)／CoFe(3nm)／IrMn(2.5〜18nm)／Ta(5nm)という従来例(a)と基板側にIrMnを配した、基板／Ta(5nm)／ IrMn(2.5〜18nm) ／CoFe(3nm)／Cu(2nm)／CoFe(1nm)／ NiFe(8nm)／Ta(5nm)の従来例(b)、そして本発明を適用した基板／Ta(5nm)／IrMn(2.5〜18nm)／CoFe(3nm)／Cu(2nm)／CoFe(1nm)／ NiFe(8nm)／Ta(5nm)の交換結合磁界を測定した。
その結果を図１３に示した。従来例(b)では十分な小さな交換結合磁界しか得られない。この場合のIrMnのd_AF(110)を測定した結果、0.266nmより小さくなっており、また膜厚が10nm以上に厚くなると上部で(111)面が膜面に対して平行でなくなるため、CoFeとの間で十分な交換結合磁界が得られなくなるものと考えられる。
これに対して、本発明を適用してIrMnの格子面間隔を制御した結果、従来例(a)とほぼ同等の交換結合磁界が得られた。
【００３５】
ターゲットと基板が平行に配置されているＲＦもしくＤＣのスパッタ法においては、成膜時に負の基板バイアス電圧を印加する手段を設けてイオンを基板に照射することができる。
また、ターゲットの上部にＲＦコイルを設置してターゲットからスパッタされた粒子に電荷を与えることでも基板上での粒子の動き安さを改善することができる。
スパッタリング現象（東京大学出版会p162-163）に記載されているＳ−ＧＵＮにおいても、陽極（アノード）を用いてバイアスを印加することで同様な効果が得られる。
【００３６】
【発明の効果】
本発明の磁気抵抗効果多層膜は大きな交換結合磁界が得られることから、スピンバルブヘッドに適用することにより、高出力で特性の安定したヘッドが実現できる。なお、本実施例ではイオンビームスパッタ装置を用いて膜を製造したが、イオンビームスパッタ法以外の他の成膜方法を使用しても同様の効果が期待できる。RFやDCスパッタ法では、成膜時に正または負の基板バイアス電圧を印加する手段を設けてイオンを基板に照射したり、基板を高温にすることなどが知られている。これはイオンビームスパッタ法におけるイオン照射と同等な影響を及ぼすものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明を実施した試料の反強磁性層の格子面間隔対交換結合磁界特性。
【図２】本発明による試料のX線回折パターンX。
【図３】 fcc構造の原子配列の模式図。
【図４】 (111)面からの原子配列の模式図。
【図５】 IrMnとCoFe界面における原子配列の模式図。
【図６】 CoFeの(110)面の格子面間隔と交換結合磁界の関係。
【図７】 IrMnの(110)面の格子面間隔と交換結合磁界の関係。
【図８】 Fe量とCoFeの(110)面の格子面間隔の関係。
【図９】イオンガンの加速電圧とIrMnの(110)面の格子面間隔の関係。
【図１０】補助イオンガンの加速電圧とIrMnの(110)面の格子面間隔の関係。
【図１１】Ｏ₂の導入分圧と交換結合磁界の関係。
【図１２】 IrMnとCoFe界面における緩衝層の原子配列模式図。
【図１３】本発明によるIrMn膜厚対交換結合磁界特性。
【図１４】スピンバルブ膜の原理を説明する構成図。
【図１５】従来のスピンバルブ膜の構成。
【符号の説明】
１基板、２第1の強磁性層、３非磁性層、４第２の強磁性層、
５反強磁性層、６基板、７下地層、８、８ａ、８ｂ第1の強磁性層、
９非磁性層、１０第２の強磁性層、１１反強磁性層、１２保護層、
１３基板、１４下地層、１５反強磁性層、１６第２の強磁性層、
１７非磁性層、１８' 第1の強磁性層、１９保護膜、２０基板、
２１下地層、２２反強磁性層、２３第２の強磁性層（固定層）、
２４非磁性層、２５、２５ａ、２５ｂ第1の強磁性層（自由層）、
２６非磁性層、２７第２の強磁性層（固定層）、２８反強磁性層、
２９保護膜[0001]
[Field of the Invention]
The present invention relates to a magnetoresistive film forming a detection element of a magnetoresistive effect type magnetic head (MR head) used in a magnetic recording / reproducing apparatus or the like, and more particularly, a ferromagnetic layer, a nonmagnetic layer, and an antiferromagnetic layer. The present invention relates to a structure and a manufacturing method of a spin valve film in which layers are stacked.
[0002]
[Prior art]
Technological innovation in the field of magnetic recording is striking. Taking the increase in recording density as an example, high growth of about 60% per year has been achieved for the past ten years. Furthermore, this growth rate is expected to continue in the future. Magnetic head has a recording density of 1 Gbit / in ² An MR head, which is a recording / reproducing separated head using a magnetoresistive effect film as a detection element, has been rapidly applied in place of a thin film magnetic head from near the front and back. But 3-4Gbit / in ² As the recording density increases, the MR head of this type is concerned that the reproduction output will be insufficient, and the development of a magnetic head based on a new principle has been started.
[0003]
As one of the approaches, increasing the sensitivity of the magnetoresistive film forming the MR head detection element is considered the shortest method. According to the prior art, the rate of change of the electrical resistance of the magnetoresistive effect film is at most 2 to 3%. However, to increase this rate of change more than several times at a time, there are limits to the current materials and configurations. In addition, it takes a lot of time, labor and development costs to develop new materials. However, it has recently been reported that a combination of ferromagnetic and antiferromagnetic thin films can produce a large magnetoresistive effect that has not been achieved in the past, and research and development in this direction has become active. At present, the most noticeable thing is that a spin valve film using a giant magnetoresistive effect is regarded as promising, and a practical application study as a detection element of the next MR head has started.
[0004]
A structure as shown in FIG. 14 is known for the spin valve film. That is, it has a basic structure in which a substrate 1 / first ferromagnetic layer 2 (free layer) / nonmagnetic layer 3 / second ferromagnetic layer 4 (fixed layer) / antiferromagnetic layer 5 are laminated in this order. is there. A feature of the structure of the spin valve film which is such a multilayer film is that a nonmagnetic layer is interposed between the first and second ferromagnetic layers, and an antiferromagnetic layer is adhered to one of the ferromagnetic layers. It is something to be made. In the configuration shown in the figure, a giant magnetoresistance effect is developed between the first and second ferromagnetic layers by bringing the antiferromagnetic layer 5 into close contact with the second ferromagnetic layer 4. This giant magnetoresistive effect is caused by the relative angle of magnetization between the first ferromagnetic layer 2 and the second ferromagnetic layer 4 separated by the nonmagnetic layer 3 (free layer and fixed layer) being an externally applied magnetic field (magnetic). When a signal magnetic field from a recording medium is applied, the electric field changes according to the strength of the external magnetic field, and as a result, the electric resistance increases or decreases. It has been reported that the rate of change of electric resistance of the spin valve film, that is, the sensitivity is higher than the anisotropic magnetoresistive effect of the conventional NiFe film, reaching 7 to 8%. In addition, by using a Ni-Fe alloy or Co-base alloy with excellent soft magnetic properties for the first ferromagnetic layer (free layer), the signal magnetic field from the magnetic recording medium is sufficiently low even at 20-30 Oe. There is a feature that a large change rate of electric resistance can be obtained.
[0005]
Further, when a very thin antiferromagnetic layer is provided adjacent to the ferromagnetic layer, an exchange coupling action occurs and the magnetization of the ferromagnetic layer is fixed. The magnetic field generated by this exchange coupling action is a unidirectional anisotropic magnetic field called exchange coupling magnetic field Hex. The stronger the exchange coupling action, that is, the higher the exchange coupling magnetic field Hex, the better the characteristics of the spin valve film. Further, when a spin valve film is applied to the MR head, it is not sufficient to simply fix the magnetization of the adjacent ferromagnetic layer by the exchange coupling magnetic field Hex. An MR head corresponding to higher recording density needs to satisfy the following conditions. First, the magnetization of the second ferromagnetic layer, which is a fixed layer, is fixed, but the direction of magnetization does not change even when a signal magnetic field, which is an external magnetic field, is applied, and the direction is perpendicular to the track width (magnetic It must be held in the direction of the film height of the resistive film.
[0006]
In addition to increasing the exchange coupling magnetic field obtained by interaction with the antiferromagnetic material, the shunt loss must also be reduced. In order to obtain a higher rate of resistance change in a multi-layered spin valve film, it goes without saying that even if the antiferromagnetic layer is thinned, the exchange coupling magnetic field does not decrease, but at the same time, the electric resistance of the antiferromagnetic layer is high. It is also necessary. Such a requirement is that when the sense current is diverted more to the antiferromagnetic layer side than the ferromagnetic layer side, the rate of change in electrical resistance apparently decreases. This is a request for reducing so-called shunt loss, and is also a necessary condition for ensuring high sensitivity. In other words, it is necessary to increase the sense current.
[0007]
In addition, the operating temperature of the detection element of the magnetic head is usually about 100 ° C, and the blocking temperature (the temperature at which the exchange coupling magnetic field disappears) is as much as possible so that a strong exchange coupling magnetic field can be maintained even at such a temperature. Higher is preferred. Furthermore, in order to secure the yield and reliability during manufacturing, it is also an important condition to have corrosion resistance and heat resistance that can withstand the manufacturing process. As can be seen from the above description, an antiferromagnetic material that can generate an exchange coupling magnetic field as high as possible is selected for the spin valve film used in the magnetic head, and the composition and crystal structure of the fixed layer that is the second ferromagnetic layer are selected. It is important to select comprehensively in consideration of combinations that meet the requirements, and research and development are being conducted along this direction.
[0008]
For example, US Pat. Nos. 4,103,315 and 5,014,147 disclose that FeMn and NiO are effective as well-known antiferromagnetic materials. However, since FeMn does not have good corrosion resistance, there is a high risk of being corroded during the manufacturing process. On the other hand, NiO has problems with the magnitude of the exchange coupling magnetic field and heat resistance. As an antiferromagnetic material other than FeMn or NiO, there is NiMn disclosed in US Pat. No. 5,315,468. The usefulness of NiMn, such as high exchange coupling magnetic field and excellent heat resistance and corrosion resistance, is disclosed. However, in order to generate an exchange coupling magnetic field by applying NiMn, heat treatment in a magnetic field for a long time at 250 ° C. or more is necessary, and the thickness of the NiMn layer must be increased to 20 nm or more.
[0009]
The crystal structure of NiMn after film formation is a face-centered cubic crystal, but a high exchange coupling magnetic field is generated by changing it to a face-centered tetragonal crystal by heat treatment. For this reason, diffusion between each layer is likely to occur during high-temperature processing, and the shunt loss also increases due to the thick film thickness, and the NiMn spin valve film shows only an electric resistance change rate of about 4 to 5% at maximum. As a spin valve film, a value as high as expected cannot be obtained. In addition, the NiMn spin valve film is subjected to a heat treatment in a magnetic field in order to control the magnetization direction of the fixed layer during manufacture. For this reason, the ferromagnetic free layer and the shield layer are affected by this high temperature and the magnetic field applied in the direction of the hard axis, causing deterioration of the soft magnetic characteristics. I have it.
[0010]
In order to solve the problems described above, search for new antiferromagnetic materials has recently been advanced, and IrMn (Japanese Patent Laid-Open No. 9-148132), RhMn or PtMn (US Pat. No. 4,103,315), PdPtMn, CrMnPt, etc. The possibilities are disclosed. However, a material that generates an exchange coupling magnetic field when the crystal structure such as PtMn or PdPtMn is a tetragonal crystal needs to cause a crystal structure transformation from a cubic crystal to a tetragonal crystal like NiMn. As described above, this is a practical problem such as the need for high-temperature and long-time heat treatment, or the necessity of increasing the film thickness to 20 nm or more. Similarly, in a body-centered cubic (bcc structure) material such as CrMnPt, a sufficient exchange coupling magnetic field cannot be obtained unless the film thickness is increased. However, since IrMn can obtain a large exchange coupling magnetic field without heat treatment among these materials and even with a thin film thickness of 20 nm or less, this IrMn has attracted attention and is being studied.
[0011]
[Problems to be solved by the invention]
However, even when using a material with a random structure with a face-centered cubic structure (fcc structure) such as IrMn and each atomic arrangement is random, the magnitude of the exchange coupling magnetic field is not good for crystal orientation disorder or crystal It is known that the characteristics are not stable due to the influence of the size of the particle size or the deviation of the composition. In other words, the characteristics of IrMn, which is an antiferromagnetic material, tend to strongly depend on the manufacturing method such as the film formation conditions or the heat treatment conditions, so the variation of the exchange coupling magnetic field is large and it is difficult to obtain stable characteristics. .
[0012]
In order to investigate this cause, the following observation was made when microscopic observation was attempted. Depending on the manufacturing method and conditions, the characteristics in the spin valve film are not uniform, and the magnitude of the exchange coupling magnetic field is not uniform. This has been clarified in the process of evaluating the function of the MR head. When the spin valve film after film formation is made into a detection element and a bias current is applied, self-heating occurs due to the Joule loss of the bias current. This self-heating causes the temperature of the detection element itself to rise rapidly, and in particular, a portion with a low coupling magnetic field is also heated at the same time, so that the manifestation of that portion is amplified. This is a serious problem that has to be solved practically because the magnetization of the portion where the exchange coupling magnetic field of the fixed layer is weakly tilted greatly from the direction in which the magnetization is fixed, and as a result, the reproduction signal becomes unstable. .
[0013]
FIG. 15 shows a practical configuration when the spin valve film is applied to a magnetic head. FIG. 2A shows a structure in which the first ferromagnetic layer 8 is composed of two layers 8a and 8b in order to maintain good soft magnetic characteristics and prevent diffusion with the nonmagnetic layer. In this case, the substrate 6 / the underlayer 7 / the first ferromagnetic layer 8 / the nonmagnetic layer 9 / the second ferromagnetic layer 10 / the antiferromagnetic layer 11 / the protective layer 12 are formed in this order. On the other hand, FIG. 5B shows the positions of the first ferromagnetic layer 8 and the second ferromagnetic layer 11 exchanged without changing the configuration of the spin valve films of the ferromagnetic layer, the nonmagnetic layer, and the antiferromagnetic layer. It is a thing. This is based on the assumption that the dual spin-valve film shown in FIG. 6C is manufactured, and has been studied as a previous step. In contrast to the formation order of the spin-valve film shown in FIG. Is formed on the substrate side 6 first, and then a fixed layer which is the second ferromagnetic layer 11 is laminated. In this case, the manufacturing process is completely opposite, but the constituent conditions of the spin valve film are satisfied, so that the characteristics such as the exchange coupling magnetic field are considered to be the same. However, when an actual sample is manufactured and characteristics are measured, a sufficient exchange coupling magnetic field cannot be obtained in (b). This is considered to be due to the difference in the crystal structure of the antiferromagnetic layer, particularly the lattice spacing, in the cases of FIGS.
[0014]
In addition, as shown in FIG. 2C, it is known that a so-called dual spin valve in which two pairs of spin valve films are stacked can provide higher sensitivity than only one set of spin valve films. However, even if it comprised in this way, the same subject as the case shown in (b) arose. The exchange coupling magnetic field for the lower second ferromagnetic layer 10 (fixed layer) centered on the first ferromagnetic layer 25 is also compared to the exchange coupling magnetic field for the upper second ferromagnetic layer 10 '(fixed layer). Therefore, it is expected that a practical problem such as an unstable reproduction signal will occur. Such a decrease in the coupling magnetic field is considered to be due to the difference in lattice spacing between the upper and lower antiferromagnetic layers as described in the case of (b).
The object of the present invention is to solve the above-mentioned problems of the spin valve film using IrMn as an antiferromagnetic layer, and in particular, a combination of an IrMn antiferromagnetic layer and a CoFe pinned layer, which has an unprecedented large exchange coupling magnetic field. Is to provide a magnetoresistive film.
[0015]
[Means for Solving the Problems]
The present invention has been conceived in a process in which IrMn is applied to an antiferromagnetic layer of a spin valve film and the problems of the prior art are studied and solved. More specifically, the crystal structure of the second ferromagnetic layer, the antiferromagnetic layer, which is a fixed layer, and the first ferromagnetic layer, which is a free layer, formed on the substrate, a lattice constant, The interplanetary constants and the like are measured while making full use of micro observation techniques, and the relationship between the above-described relationship between the composition and film formation conditions and the spin valve film characteristics is systematically clarified. In particular, in the plane perpendicular to the spin valve film plane, that is, the structure between (110) atoms, and the interface state between the antiferromagnetic layer and the ferromagnetic layer, the relationship between the generation of the coupling magnetic field and the relationship was found. Since only the (111) plane was observed, it was discovered from the fact that it was overlooked.
In particular, the antiferromagnetic layer and the fixed layer, which is the second ferromagnetic layer, have an fcc structure, and the lattice plane spacing of the (110) plane in that case is controlled within a predetermined range, and the control method is (1) The Ir composition amount of the antiferromagnetic layer falls within a narrow range, and (2) the energy during film formation is controlled within a predetermined range.
[0016]
When the first and second ferromagnetic layers are laminated on the substrate via a nonmagnetic layer in the middle, the magnetization of the first ferromagnetic layer is not fixed, but the magnetization reversal of the second ferromagnetic layer Can be obtained by pinning a magnetoresistive film that is fixed by an antiferromagnetic layer provided adjacent to each other. On the underlayer formed on the substrate, an antiferromagnetic layer, a second ferromagnetic layer, a nonmagnetic layer, and a first ferromagnetic layer are sequentially laminated from the bottom. In the magnetoresistive film, the antiferromagnetic layer and the second ferromagnetic layer form an fcc structure in contact with the (111) plane. With such a crystal structure, the lattice spacing is defined as follows. That is, the lattice spacing of the (110) plane perpendicular to the (111) plane is defined as d in the antiferromagnetic layer. _AF (110), or d for the second ferromagnetic layer _F (110) represents (d _AF (110) -d _F (110)) / d _F The misfit value defined in (110) is controlled to 5 to 6.5%. In the range where this condition is satisfied, a large exchange coupling magnetic field that cannot be obtained by the prior art of 300 Oe or more is generated, and naturally, a high sensitivity characteristic can be imparted also as an MR head. In addition, the blocking temperature can be set to 120 ° C. or higher, and the sense current 2 × 10 ⁷ /cm ² It is possible to operate as described above. However, it will be described in detail below that the above-described effects cannot be obtained if the narrow range is exceeded.
[0017]
This misfit can be controlled by the alloy composition and is a large factor. When the composition of the second ferromagnetic layer is CoFe, the above characteristics can be obtained by specifying the composition of the antiferromagnetic layer as an IrMn alloy of 10 at% ≦ Ir ≦ 30 at%. The lattice spacing of IrMn tends to increase simply as the amount of Ir increases, but the anisotropy constant of the antiferromagnetic layer can be increased by selecting it within the range of 10at% ≦ Ir ≦ 30at%. . At the same time, a causal relationship in which the exchange coupling constant J at the interface is increased by obtaining an appropriate misfit caused by the relationship with the lattice spacing of CoFe can be considered. When Ir is 10 at% or less, or 30 at% or more, the above-described effects cannot be obtained.
Furthermore, the CoFe composition as the second ferromagnetic layer is desirably 5 at% ≦ Fe ≦ 15 at%. As the amount of Fe increases, the lattice spacing of CoFe increases. As described above, this is due to a moderate misfit caused by the relationship between the lattice spacing of IrMn and the increase in the exchange coupling constant J is considered to be affected. However, when the amount of Fe is set to an appropriate amount or more, the exchange coupling constant J decreases.
[0018]
It was found that the preferred control value of the lattice spacing experimentally verified is in the following range. That is, the lattice spacing d of the (110) plane of the antiferromagnetic layer IrMn alloy d _AF (110), 0.266 nm ≦ d _AF (110) ≦ 0.268 nm and the lattice spacing d of the (110) plane of the CoFe alloy _F (110) 0.252nm ≦ d _F By setting (110) ≦ 0.253 nm, an unprecedented large exchange coupling magnetic field can be obtained. Further, when misfit is calculated from these results, the range of 5 to 6.5% is optimal.
[0019]
Further, in order to obtain the relationship between the lattice plane spacings, the above-described alloy composition relationship is satisfied, and a relaxation layer having an atomic bond level is provided in part between the antiferromagnetic layer and the second ferromagnetic layer. If it is interposed, the required lattice spacing can be obtained more easily. More preferably, the relaxing layer is made of a nonmagnetic oxide. This concept is effective for maintaining the original value of the material without the mutual influence of the lattice spacing of the antiferromagnetic layer and the second ferromagnetic layer by inserting a relaxation layer when there is a misfit. is there. The atomic bond level means that several atoms are present between the antiferromagnetic layer and the ferromagnetic layer. In addition, the lattice constant of the material used for the relaxation layer can obtain better results when it is closer to an antiferromagnetic material or a ferromagnetic material.
[0020]
Lattice spacing d of (110) plane of antiferromagnetic layer _AF (110) varies within a certain range depending on the manufacturing conditions with respect to the (111) plane direction. In particular, as the film thickness increases, the change width tends to increase. This d _AF The smaller the change width of (110) in terms of crystal structure, the better the properties and the stabilization thereof, the better, but the limit is estimated to be 1% or less. Within this range, a large exchange coupling magnetic field can be obtained. This is a result of confirming from experiments that the crystal structure of the antiferromagnetic layer has regularity with respect to the (111) plane is a critical factor for eliciting the magnetoresistance effect. Therefore, when the change width of the lattice spacing is 1% or more, there arises a disadvantage that the exchange coupling magnetic field decreases in the film thickness direction.
[0021]
In order to produce the magnetoresistive effect film described above, there are steps that must be taken into consideration in the magnetoresistive effect manufacturing process. That is, a method of controlling the composition or the energy of particles reaching the substrate surface during film formation is effective. When a very thin film of about 20 nm is formed, a phenomenon that has not been recognized in the past is encountered. It has been found that even in the variation range that is conventionally allowed for the film composition, a portion where the lattice spacing is locally different occurs, and the magnitude of the exchange coupling magnetic field varies. For this reason, the composition must be strictly controlled. In addition, it is known that the magnitude of strain generated in the film varies depending on the amount of energy of particles that have reached the substrate surface during film formation. As a result, even with the same film composition, the size of the lattice spacing may be different, or in the extreme case, the crystal phase itself may change. In order to produce a smooth and small strain film, the energy of the particles is preferably about 10 to 30 eV. Since this is related to the configuration and performance of the film forming apparatus, this value is only a guide. If this energy is too large, the strain becomes large, and if it is too small, there is a disadvantage that it cannot move to a stable position. Outside this range, the particles that collide with the substrate move freely on the substrate, and not only the fcc crystal structure can be obtained, but also the required lattice spacing cannot be obtained. For this reason, it is necessary to control to obtain a thin film having an appropriate lattice spacing by applying a bias voltage or irradiating ions so as to reach a stable position.
[0022]
The magnitude of the exchange coupling magnetic field between the antiferromagnetic layer and the ferromagnetic layer varies depending on the anisotropy constant of the antiferromagnetic material and the exchange coupling constant J acting on the interface between the antiferromagnetic layer and the ferromagnetic layer. The anisotropy constant of the antiferromagnetic material is affected not only by the film composition but also by the crystal structure of the material and strain of the lattice. As described in Fig. 7.192 of p400 in the magnetic handbook (published by Asakura Shoten), “There is a certain relationship between the lattice constant of the fcc alloy and the Neel temperature, and the lattice constant should be optimized. A large exchange coupling magnetic field can be obtained with the above ". Therefore, if an optimum lattice spacing (plane spacing) can be realized over the entire thickness direction of the film, a large exchange coupling magnetic field can be obtained with a thinner film thickness. However, it goes without saying that this optimum range varies depending on the material constituting it, and has not been published in the literature so far. In the antiferromagnetic layer exhibiting the fcc structure, film growth occurs so that the (111) plane, which is the most dense surface, is parallel to the film plane, so that the (110) plane spacing perpendicular to the film plane must be uniform. Thus, it is possible to obtain a magnetoresistive effect element using a spin valve film with small characteristic variations.
[0023]
It was also found that there is a deep relationship between the lattice spacing misfit and the thickness of the antiferromagnetic layer. That is, when the misfit due to the difference in lattice spacing between the antiferromagnetic layer and the ferromagnetic layer is 6.5% or more, the (110) plane spacing is larger than the initial layer as the thickness of the antiferromagnetic layer is 10 nm or more. Or the orientation of the (111) plane is likely to deteriorate. For this reason, large exchange coupling with the fixed layer is achieved by controlling the lattice plane spacing at which the anisotropy constant of the IrMn antiferromagnetic layer is increased by a combination of the film formation conditions, the film composition, and the underlying film. A magnetic field can be obtained.
[0024]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
An ion beam sputtering apparatus was used to produce the magnetoresistive multilayer film of the present invention. A plurality of targets necessary for forming a multilayer film and a glass substrate on which the multilayer film is formed can be mounted in the same vacuum chamber, and an ion gun part is provided facing the target part, and an auxiliary ion gun part is provided facing the glass substrate. ing. Permanent magnets for generating a magnetic field are arranged on both sides of the glass substrate so that a magnetic field of 40 kA / m can be applied to the glass substrate.
[0025]
Using this ion beam sputtering apparatus, a multilayer film as shown in FIG. Here, a sample of substrate / Ta (5 nm) / NiFe (8 nm) / CoFe (1 nm) / Cu (2 nm) / CoFe (3 nm) / IrMn (10 nm) / Ta (5 nm) is prepared on a glass substrate from the substrate side. did. Here, the first ferromagnetic layers 8a and 8b are composed of two layers of NiFe and CoFe, but operate in the same manner as a single ferromagnetic layer in terms of magnetic characteristics. The substrate temperature during film formation was kept constant by cooling the lower part of the substrate with water.
Here, the condition for forming the multilayer film is that Ar gas is introduced into the ion gun section and the degree of vacuum in the vacuum chamber is 5 × 10. ^-Four The ion gun acceleration voltage was changed from 400V to 1800V with an ion current of 6mA as the pressure to become Torr. At this time, a voltage of 200 V was applied to the auxiliary ion gun, and Ar gas particles were irradiated onto the substrate surface during film formation.
[0026]
The effectiveness of the present invention will be verified using the sample manufactured by the method described above.
First, FIG. 1 shows the relationship between the lattice spacing of the IrMn (110) plane obtained from the result of X-ray diffraction measured using a thin film attachment and the exchange coupling magnetic field. In this case, the lattice spacing of the (110) plane of CoFe was 0.2528 nm. In order to obtain stable head performance, it is considered that an exchange coupling magnetic field Hex of at least 300 Oe is necessary, so from this point of view, the lattice spacing d of the IrMn (110) plane _AF (110) 0.266nm ≦ d _AF It can be seen that the condition is satisfied when (110) ≦ 0.268 nm.
[0027]
This thin film attachment is the following method. First, FIG. 2 is an X-ray diffraction pattern measured using a thin film attachment. In this measurement, the angle θ at which X-rays are incident on the sample is fixed at a very low angle of 1 °, and only the angle 2θ for detecting X-rays diffracted by the sample is changed. Cu-kα rays were used as the X-ray source. Using such a measurement method, it is possible to detect diffraction from a grating that is not parallel to the film surface, which cannot be obtained by the conventional θ-2θ method.
When the above sample is measured by this method, it is possible to measure diffraction lines from the (220) plane of IrMn and CoFe in addition to the diffraction from the (111) plane of IrMn and CoFe parallel to the film surface as shown in the figure. . Accordingly, the strain and crystal structure of the lattice of each thin film can be known more accurately. This is a very effective means for grasping and controlling the crystal structure of an ultrathin film such as a spin valve film.
[0028]
Now, the principle of calculating the lattice spacing and the like from such a diffraction result will be described. FIG. 3 shows a schematic diagram of an atomic arrangement of the fcc structure. The (111) plane, which is the most dense surface, is stacked in layers, and the A, B, C plane in the figure is repeated as the atomic arrangement. FIG. 4 shows a schematic diagram of the atomic arrangement when the (111) plane is viewed from the paper. If the atom is IrMn, the fcc structure is ABCABC ..., while CoFe is stacked with abcabc ... _AF (110), CoFe's (110) face spacing d _F (110) is as shown in the figure. FIG. 5 shows a schematic cross-sectional view of the vicinity of the interface between IrMn and CoFe. 5 is a cross section 1 and 2 shown in FIG. IrMn and CoFe are both in contact with the (111) plane, and the lattice spacing in the film thickness direction is d _AF (111), d _F It is expressed as (111). On the other hand, the plane spacing in the direction perpendicular to the (111) plane is (2 / √3) d _AF (110), (2 / √3) d _F (110).
[0029]
FIG. 6 shows the relationship between the lattice spacing of the CoFe (110) plane and the exchange coupling magnetic field calculated from the result of X-ray diffraction measured using a thin film attachment. In this case, the lattice spacing of the (110) plane of IrMn was 0.2668 nm. Lattice spacing d of CoFe (110) plane _F (110) is 0.252 nm ≦ d _F In the case of (110) ≦ 0.253 nm, good characteristics of Hex ≧ 300 Oe or more were obtained.
[0030]
FIG. 7 shows the relationship between the Ir amount of IrMn and the lattice spacing of the (110) plane of IrMn. The sample is substrate / Ta (5 nm) / NiFe (8 nm) / CoFe (1 nm) / Cu (2 nm) / CoFe (3 nm) / IrMn (10 nm) / Ta (5 nm) from the substrate side. For the production, ion beam sputtering is used, Ar gas is introduced into the ion gun section, and the degree of vacuum in the vacuum chamber is 5 × 10. ^-Four The ion gun acceleration voltage was set to 1000 V at an ion current of 6 mA. At this time, a voltage of 200 V was applied to the auxiliary ion gun, and the substrate surface during film formation was irradiated with Ar gas. In the composition range of 10at% ≦ Ir ≦ 30at%, 0.266nm ≦ d _AF It was found that (110) ≦ 0.268 nm.
[0031]
FIG. 8 shows the relationship between the Fe content of CoFe and the lattice spacing of the (110) plane of CoFe. The sample is substrate / Ta (5 nm) / NiFe (8 nm) / CoFe (1 nm) / Cu (2 nm) / CoFe (3 nm) / IrMn (10 nm) / Ta (5 nm) from the substrate side. For the production, ion beam sputtering is used, Ar gas is introduced into the ion gun section, and the degree of vacuum in the vacuum chamber is 5 × 10. ^-Four The ion gun acceleration voltage was set to 1000 V at an ion current of 6 mA. At this time, a voltage of 200 V was applied to the auxiliary ion gun to assist the substrate surface during film formation. In the composition range of 5at% ≦ Co ≦ 15at%, 0.252nm ≦ d _F It was found that (110) ≦ 0.253 nm.
[0032]
The relationship between the deposition conditions by ion beam sputtering and the lattice spacing of the (110) plane of IrMn was investigated. As shown in FIG. 9, when the acceleration voltage of the ion gun is in the range of 700 to 1500 V, 0.266 nm ≦ d _AF It was found that (110) ≦ 0.268 nm. At this time, the acceleration voltage of the auxiliary ion gun was set to 200V. On the other hand, as shown in FIG. 10, when the acceleration voltage of the auxiliary ion gun is in the range of 150 to 400 V, 0.266 nm ≦ d _AF It was found that (110) ≦ 0.268 nm. At this time, the acceleration voltage of the ion gun was set to 1000V.
[0033]
After depositing the CoFe pinned layer, O in the deposition chamber ₂ Gas was introduced, and after leaving for 1 minute, vacuum evacuation was performed to form IrMn. O introduced ₂ The relationship between the partial pressure and the exchange coupling magnetic field is shown in FIG. As a result, 1 × 10 ^-7 It was found that the exchange coupling magnetic field became the largest when Torr gas was introduced.
Gas introduction partial pressure is 1 × 10 ^-7 When the amount is smaller than Torr, the difference from the case where no gas is introduced is not observed. On the other hand, when the amount is larger, the exchange coupling magnetic field rapidly decreases with the amount of introduction.
If there is a mismatch in lattice spacing, atoms are likely to be arranged at the interface in a direction that reduces the difference. Therefore, it is presumed that the misfit amount of IrMn and CoFe can be kept large by inserting a buffer layer at the atomic level as shown in the schematic diagram of FIG. However, if this buffer layer becomes too thick, it is considered that exchange coupling hardly occurs.
[0034]
Based on the results examined so far, the film thickness of IrMn was changed, and from the substrate side, substrate / Ta (5nm) / NiFe (8nm) / CoFe (1nm) / Cu (2nm) / CoFe (3nm) / IrMn (2.5-18nm) / Ta (5nm) conventional example (a) and IrMn on the substrate side, substrate / Ta (5nm) / IrMn (2.5-18nm) / CoFe (3nm) / Cu (2nm) / Conventional example (b) of CoFe (1 nm) / NiFe (8 nm) / Ta (5 nm), and substrate to which the present invention is applied / Ta (5 nm) / IrMn (2.5-18 nm) / CoFe (3 nm) / Cu (2 nm) The exchange coupling magnetic field of / CoFe (1 nm) / NiFe (8 nm) / Ta (5 nm) was measured.
The results are shown in FIG. In the conventional example (b), only a sufficiently small exchange coupling magnetic field can be obtained. IrMn d in this case _AF As a result of measuring (110), it is smaller than 0.266 nm, and when the film thickness is thicker than 10 nm, the (111) plane is not parallel to the film surface at the top, so enough exchange with CoFe It is considered that the coupling magnetic field cannot be obtained.
On the other hand, as a result of controlling the lattice spacing of IrMn by applying the present invention, an exchange coupling magnetic field almost equivalent to that of the conventional example (a) was obtained.
[0035]
In the RF or DC sputtering method in which the target and the substrate are arranged in parallel, means for applying a negative substrate bias voltage can be provided during film formation to irradiate the substrate with ions.
In addition, it is possible to improve the ease of movement of particles on the substrate by providing an RF coil on the top of the target and applying electric charges to the particles sputtered from the target.
In S-GUN described in the sputtering phenomenon (University of Tokyo Press p162-163), the same effect can be obtained by applying a bias using the anode (anode).
[0036]
【The invention's effect】
Since the magnetoresistive multilayer film of the present invention can provide a large exchange coupling magnetic field, a head with high output and stable characteristics can be realized by applying it to a spin valve head. In this embodiment, the film is manufactured by using the ion beam sputtering apparatus, but the same effect can be expected even if a film forming method other than the ion beam sputtering method is used. In the RF or DC sputtering method, it is known to provide means for applying a positive or negative substrate bias voltage during film formation to irradiate the substrate with ions, or to increase the temperature of the substrate. This has the same effect as ion irradiation in the ion beam sputtering method.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the distance between lattice planes of an antiferromagnetic layer of a sample embodying the present invention versus the exchange coupling magnetic field characteristics.
FIG. 2 X-ray diffraction pattern X of a sample according to the invention.
FIG. 3 is a schematic diagram of an atomic arrangement of an fcc structure.
FIG. 4 is a schematic diagram of an atomic arrangement from the (111) plane.
FIG. 5 is a schematic diagram of an atomic arrangement at the interface between IrMn and CoFe.
FIG. 6 shows the relationship between the lattice spacing of the (110) plane of CoFe and the exchange coupling magnetic field.
FIG. 7 shows the relationship between the lattice spacing of IrMn (110) plane and the exchange coupling magnetic field.
FIG. 8 shows the relationship between the amount of Fe and the lattice spacing of the (110) plane of CoFe.
FIG. 9 shows the relationship between the acceleration voltage of an ion gun and the lattice spacing of the (110) plane of IrMn.
FIG. 10 shows the relationship between the acceleration voltage of the auxiliary ion gun and the lattice spacing of the (110) plane of IrMn.
FIG. 11 ₂ Relationship between the partial pressure of the exchange and the exchange coupling magnetic field.
FIG. 12 is a schematic diagram of an atomic arrangement of a buffer layer at the interface between IrMn and CoFe.
FIG. 13 shows IrMn film thickness versus exchange coupling magnetic field characteristics according to the present invention.
FIG. 14 is a configuration diagram illustrating the principle of a spin valve film.
FIG. 15 shows a configuration of a conventional spin valve film.
[Explanation of symbols]
1 substrate, 2 first ferromagnetic layer, 3 nonmagnetic layer, 4 second ferromagnetic layer,
5 Antiferromagnetic layer, 6 Substrate, 7 Underlayer, 8, 8a, 8b First ferromagnetic layer,
9 nonmagnetic layer, 10 second ferromagnetic layer, 11 antiferromagnetic layer, 12 protective layer,
13 substrate, 14 underlayer, 15 antiferromagnetic layer, 16 second ferromagnetic layer,
17 non-magnetic layer, 18 ′ first ferromagnetic layer, 19 protective film, 20 substrate,
21 underlayer, 22 antiferromagnetic layer, 23 second ferromagnetic layer (fixed layer),
24 nonmagnetic layer, 25, 25a, 25b first ferromagnetic layer (free layer),
26 nonmagnetic layer, 27 second ferromagnetic layer (fixed layer), 28 antiferromagnetic layer,
29 Protective film

Claims

In the magnetoresistive effect film formed by sequentially laminating an antiferromagnetic layer, a second ferromagnetic layer, a nonmagnetic layer, and a first ferromagnetic layer from below on an underlayer formed on a substrate, the antiferromagnetic layer layer and said second magnetic layer has a fcc structure in contact with each (111) plane, (110), each d _AF 110 lattice spacing of the surface, when d _F (110), (d _AF ( 110) -d _F (110)) / d _F (110) misfit defined by the range of 5 to 6.5% is controlled.

2. The magnetoresistive film according to claim 1, wherein the antiferromagnetic layer is made of IrMn and the composition range is 10 at% ≦ Ir ≦ 30 at%.

3. The magnetoresistive film according to claim 1, wherein the second ferromagnetic layer is made of CoFe and the composition range is 5 at% ≦ Fe ≦ 15 at%.

4. The lattice plane spacing d _AF (110) of the (110) plane of the antiferromagnetic layer IrMn alloy is 0.266 nm ≦ d _AF (110) ≦ 0.268 nm and the (110) plane of the CoFe alloy is defined in claim 3. A magnetoresistive film characterized in that a lattice spacing d _F (110) is 0.252 nm ≦ d _F (110) ≦ 0.253 nm.

5. The magnetoresistive film according to claim 1, wherein a relaxation layer having an atomic bond level is interposed in at least a part between the antiferromagnetic layer and the second ferromagnetic layer.

6. The magnetoresistive film according to claim 5, wherein the relaxation layer is a nonmagnetic oxide.

6. The lattice spacing d _AF (110) of the (110) plane of the antiferromagnetic layer according to any one of claims 1 to 5, wherein a change width with respect to the (111) plane is 1% or less and continuously changes. A magnetoresistive film characterized by

6. The magnetoresistive film according to claim 1, wherein the antiferromagnetic layer has a thickness of 10 nm or less.

In claim 1, the magnetoresistance effect film, which constitutes the magnetoresistive film in a dual spin valve type.

The magnetoresistive film according to claim 1, wherein the magnetoresistive film operates at a blocking temperature of 250 ° C. or higher or a sense current density of 2 × 10 ⁷ / cm ² or higher.

In the method of manufacturing a magnetoresistive effect film formed by sequentially laminating an antiferromagnetic layer, a second ferromagnetic layer, a nonmagnetic layer, and a first ferromagnetic layer from below on an underlayer formed on a substrate , The antiferromagnetic layer and the second magnetic layer form an fcc structure that is in contact with the (111) plane, and at least the composition of the antiferromagnetic layer or the second ferromagnetic layer is controlled, or the film formation that is applied during film formation A method of manufacturing a magnetoresistive effect film, characterized by controlling a misfit of a lattice plane spacing of a (110) plane perpendicular to the (111) plane by controlling particle energy.